(57)【要約】【課題】  結晶表面が平坦でかつ結晶性に優れ、しかも強磁性を有し、キュリー温度の高いIV−VI族強磁性半導体の製造方法を提供する。【解決手段】  薄膜製造装置の成長室内の真空度を１×１０-8Torr以下に保ち、さらにベースとなる基板の温度を１００℃〜４００℃の範囲内に保ち、使用する蒸着原料に応じて、IV−VI族化合物半導体の結晶成長表面への蒸着原料の供給量を制御する、すなわち、蒸着原料にIV−VI族化合物、磁性元素、VI族元素を用いる場合には、成長室に供給するVI族元素（VI）と磁性元素（ＴＭ）の供給比VI／ＴＭが０．５から５の範囲内となるように、蒸着原料にIV族元素、磁性元素、VI族元素を用いる場合には、成長室に供給するIV族元素（IV），磁性元素（ＴＭ），VI族元素（VI）の供給比VI／（ＴＭ＋IV）が１から６になるように制御することによる。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
酸素などの影響がない超真空中におけるIV−VI族強磁性半導体の製造方法であって、
前記IV−VI族強磁性半導体の蒸着原料に、IV−VI族化合物と、磁性元素と、VI族元素とを用い、
前記磁性元素の供給量をＴＭ(Å/ｓ)、前記VI族元素の供給量をVI(Å/ｓ)とする場合に、前記磁性元素と前記VI族元素の供給比VI／ＴＭは、０．５から５であることを特徴とするIV−VI族強磁性半導体の製造方法。
【請求項２】
酸素などの影響がない超真空中におけるIV−VI族強磁性半導体の製造方法であって、
前記IV−VI族強磁性半導体の蒸着原料に、IV族元素と、磁性元素と、VI族元素とを用い、
前記IV族元素の供給量をIV(Å/ｓ)、前記磁性元素の供給量をＴＭ(Å/ｓ)、前記VI族元素の供給量をVI(Å/ｓ)とする場合に、前記IV族元素と前記磁性元素と前記VI族元素の供給比VI／(IV＋ＴＭ)は、１から６であることを特徴とするIV−VI族強磁性半導体の製造方法。
【請求項３】
請求項１又は請求項２記載のIV−VI族強磁性半導体の製造方法であって、
前記IV−VI族強磁性半導体の結晶成長時の真空度を１×１０-8 Torr以下に制御することを特徴とするIV−VI族強磁性半導体の製造方法。
【請求項４】
請求項１又は請求項２記載のIV−VI族強磁性半導体の製造方法であって、
前記IV−VI族強磁性半導体の結晶成長時の基板の温度を１００℃から４００℃に制御することを特徴とするIV−VI族強磁性半導体の製造方法。
【請求項５】
請求項１乃至請求項４のいずれか１項に記載のIV−VI族強磁性半導体の製造方法であって、
前記IV−VI族強磁性半導体は、分子線エピタキシャル装置により製造されることを特徴とするIV−VI族強磁性半導体の製造方法。
【請求項６】
請求項１乃至請求項５のいずれか１項に記載のIV−VI族強磁性半導体の製造方法であって、
前記IV−VI族強磁性半導体の製造方法は、ベースとなる基板上に結晶格子サイズの不整合を是正するＧｅＴｅバッファー層を形成する工程を有することを特徴とするIV−VI族強磁性半導体の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、IV−VI族強磁性半導体の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
半導体のなかでも化合物半導体中に磁性原子を添加した磁性半導体は、メモリなどで利用されている磁性体の磁気的特性とトランジスタやレーザーなどで利用されている半導体の電気的特性を兼ね備えており、新しい電子素子材料として有望である。
特に、強磁性特性を有する磁性半導体、すなわち強磁性半導体は、磁性元素とキャリア電子間とのスピン交換相互作用により強磁性が引き起こされ、フェルミ面近傍の電子が大きくスピン偏極しており、磁気光学材料および不揮発性固体磁気メモリ材料などへの応用が期待されている。
【０００３】
このような強磁性半導体としては、II−VI族化合物半導体中にＭｎなどの磁性元素を添加したＺｎ1-xＭｎxＴｅ，III−Ｖ族化合物半導体中にＭｎなどの磁性元素を添加したＧａ1-xＭｎxＡｓ或いはＩｎ1-xＭｎxＡｓ，IV−VI族化合物半導体中にＭｎなどの磁性元素を添加したＰｂ1-x-yＳｎyＭｎxＴｅやＧｅ1-xＭｎxＴｅなどが知られている。
これら材料系からなる半導体において、強磁性は局在した磁性元素のｄ電子と半導体中の遍歴したキャリア電子間の相互作用により引き起こされている。
このため、半導体を強磁性化し、この自発磁化が０となる温度であるキュリー温度を高くするためには、化合物半導体における磁性元素の量と電荷を運ぶキャリアとして電子の欠落（正孔）の量を増やす必要があった。
【０００４】
また、近年、巨大磁気抵抗効果やトンネル磁気抵抗効果を用いて、磁気センサの高感度化や不揮発性磁気ランダムアクセスメモリに関する開発が盛んに行われている。このような研究の結果から、大きな磁気抵抗比を実現するためには、薄膜表面上の凹凸をなくして可能な限り平坦にする必要があることが知られている。
【０００５】
このような従来の課題に対処するため、いくつかの研究成果や発明が開示されている。
非特許文献１には、II−VI族半導体材料に関する研究成果が開示されている。非特許文献１によれば、II−VI半導体材料には多量の磁性元素を導入することが可能であり、更に窒素を導入することで正孔を生成し、これによりII−VI半導体材料に強磁性が付与されることが報告されている。そのキュリー温度は最大４Ｋ程度である。
また、II−VI族半導体は、半導体レーザーなど現在のエレクトロニクス材料として既に実用化されており、II−VI族強磁性半導体材料においても、その材料製造技術はほぼ確立されているといえる。
【０００６】
また、特許文献１にはIII−Ｖ族半導体材料に関する発明が開示されている。特許文献１に開示される、III-Ｖ族強磁性半導体は、III−Ｖ族半導体材料に磁性元素をドーピングする際に非磁性元素も同時に高濃度にドーピングすることを特徴とするものである。
特許文献１の発明の場合、III-Ｖ族半導体材料において、Mnは磁気的特性を付与すると共に電気的にｐ型化するという作用を有する。このため、III−Ｖ族半導体材料の作製時にＭｎをドーピングすることで、III−Ｖ族半導体材料は強磁性体となり、さらに正孔濃度を増加させることができる。
一方、Ｍｎのみをドーピングした場合には、実用化に十分な正孔濃度が得られないため、特許文献１の発明では磁性元素であるＭｎに加え、非磁性元素も同時にドーピングして正孔濃度を高めている。
また、非磁性元素をドーピングすることにより、III−Ｖ族半導体材料のキュリー温度が向上し、そのキュリー温度は最大１３５Ｋ程度である。
さらに、III−Ｖ族半導体は、半導体レーザーなど現在のエレクトロニクス材料として既に実用化されており、III−Ｖ族強磁性半導体材料においても、その材料製造技術はほぼ確立されているといえる。
【０００７】
さらに、非特許文献２にはIV-VI族半導体に関する研究成果が開示されている。非特許文献２によれば、IV-VI族半導体においてＧｅＴｅをベースとして製造した強磁性半導体は、高いp型電気伝導を示すことが報告されている。また、一般にキュリー温度が低いとされる強磁性半導体材料系の中でも、Ｇｅ1-xＭｎxＴｅのキュリー温度の最高値は１４０Ｋであり、高い値を示している。
【０００８】
また、非特許文献３にも、IV-VI族半導体に関する研究成果が開示されている。
非特許文献２の研究においては、ＧｅＴｅを母体とした磁性半導体を作製する際に、磁性元素としてＣｒ又はＭｎ又はＦｅを添加することで、IV-VI族半導体に強磁性が付与されることが報告されている。なお、このIV-VI族強磁性半導体は、構成成分を基板上に堆積させて薄膜を形成する、スパッタリング法を用いて作製されている。
【０００９】
最後に、非特許文献４には、強磁性半導体を利用したトンネル磁気抵抗効果に関する研究成果が開示されている。非特許文献４によると、トンネル磁気抵抗効果素子（下部強磁性層／絶縁障壁層／上部強磁性層）においては、原子層オーダーにて絶縁障壁層を制御する必要があり、強磁性半導体は、高いスピン偏極電子を有することから、大きなトンネル磁気抵抗効果を示すことが報告されている。
【００１０】
【非特許文献１】Rhysical ReView B, Vol.63, p.085201 (2001)
【非特許文献２】Physica E, Vol. 10, p.273 (2001)
【非特許文献３】Journal of applied physics, Vol. 93, p.7667 (2003)
【非特許文献４】Physical ReView Letters, Vol. 87, p.026602(2001)
【特許文献１】特開２００４−６３８３２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、非特許文献１に係るII−VI族強磁性半導体は、半導体のｐ型化、すなわち、電荷を運ぶキャリアとして電子の欠落（正孔）を利用した半導体として用いることが困難であるという課題があった。
【００１２】
また、特許文献１に係るIII-V族強磁性半導体は、磁性元素をドーピングする際に、非磁性元素も同時に高濃度にドーピングするため、導入できる磁性元素の量には限度があり、この結果磁性元素を多量に導入することは困難であるという課題があった。
【００１３】
さらに、非特許文献２に係るIV-VI族半導体材料は、赤外領域におけるオプトエレクトロニクス材料としての研究が進められているものの、高品質の試料を作製することは技術的に困難であった。特に、IV-VI族半導体材料であるＧｅＴｅは歪んだ構造を持つため、電子材料には適さないと考えられていた。
【００１４】
また、非特許文献４に記載されるように、IV-VI族強磁性半導体を従来のスパッタリング法を用いて作製した場合には、半導体作製時における化学量論的組成の制御が難しく、平坦であることが好ましい半導体表面が凹凸状になってしまうという課題があった。
また、この方法により得られたIV-VI族強磁性半導体の試料は、結晶性が悪く、結晶粒界や欠陥等を多く含み、素子としての利用は難しいという課題もあった。
【００１５】
本発明はかかる従来の事情に対処してなされたものであり、結晶表面が平坦でかつ結晶性に優れ、しかも強磁性を有し、キュリー温度の高いIV−VI族強磁性半導体の製造方法を提供することを目的とする。
【００１６】
上記目的を達成するため、請求項１記載の発明であるIV-VI族強磁性半導体の製造方法は、酸素などの影響がない超真空中におけるIV−VI族強磁性半導体の製造方法であって、IV−VI族強磁性半導体の蒸着原料に、IV−VI族化合物と、磁性元素と、VI族元素とを用い、磁性元素の供給量をＴＭ(Å/ｓ)、VI族元素の供給量をVI(Å/ｓ)とする場合に、磁性元素とVI族元素の供給比VI／ＴＭは、０．５から５であることを特徴とするものである。
【００１７】
請求項２に記載の発明は、酸素などの影響がない超真空中におけるIV−VI族強磁性半導体の製造方法であって、IV−VI族強磁性半導体の蒸着原料に、IV族元素と、磁性元素と、VI族元素とを用い、IV族元素の供給量をIV(Å/ｓ)、磁性元素の供給量をＴＭ(Å/ｓ)、VI族元素の供給量をVI(Å/ｓ)とする場合に、IV族元素と磁性元素とVI族元素の供給比VI／(IV＋ＴＭ)は、１から６であることを特徴とするものである。
【００１８】
請求項３に記載の発明は、IV−VI族強磁性半導体の結晶成長時の真空度を１×１０-8 Torr以下に制御することを特徴とするものである。
【００１９】
請求項４に記載の発明は、IV−VI族強磁性半導体の結晶成長時の基板の温度を１００℃から４００℃に制御することを特徴とするものである。
【００２０】
請求項５に記載の発明は、IV−VI族強磁性半導体は、分子線エピタキシャル装置により製造されることを特徴とするものである。
【００２１】
請求項６に記載の発明は、IV−VI族強磁性半導体の製造方法は、ベースとなる基板上に結晶格子サイズの不整合を是正するＧｅＴｅバッファー層を形成する工程を有することを特徴とするものである。
【００２２】
請求項１乃至請求項６に記載のIV−VI族強磁性半導体の製造方法は、ベースとなる基板上に、結晶性が高く、かつ表面の凹凸が非常に少なく平らな半導体結晶をエピタキシャル成長させるという作用を有する。
【発明の効果】
【００２３】
本発明の請求項１乃至請求項６に記載のIV−VI族強磁性半導体の製造方法によれば、電子の電荷を使って情報を処理する半導体の性質と、電子のスピンを利用して情報を記録する磁性体の性質を併せ持つ素子であって、強磁性特性を備えてキュリー温度が高いIV−VI族強磁性半導体を提供することが可能となり、情報・記録媒体の高機能化を実現することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
［１］  以下に、本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法と、この方法で作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の分析結果について図１乃至図５を参照しながら説明する。（特に請求項１、請求項３乃至請求項６に対応）
【００２５】
本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法を用いてＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜を作製した。このＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜は、分子線エピタキシャル装置を用い、酸素などの影響がない超真空中において、蒸着原料のIV−VI族化合物としてＧｅＴｅを, 磁性元素としてＣｒを，VI族元素としてＴｅをそれぞれ用い、ベースとなる基板上に化合物結晶をエピタキシャル成長させて作製した。
【００２６】
まず、本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法によりＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜を作製する手順１について説明する。なお、本文中の手順とは、目的とするＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜を作製するために必要な温度条件や真空度に関する条件，蒸着原料の供給比，作業順序等のうち最低限必要な設定条件と作業順序を時系列順に記載したものを示している。
また、特に手順１及び、後述の手順２に関して、この手順１，２に記載される設定条件や作業順序を踏まえた様々な変形例についても本発明から除外されるべきではない。
手順１では、まず、分子線エピタキシャル装置において結晶を成長させるための成長室を真空度１×１０-10 Torr以下に真空排気し、続いて、この成長室内にベースとなるＢａＦ2（１１１）基板を搬入して６００℃で３０分間加熱処理を行った。このようにＢａＦ2（１１１）基板を予め加熱することで、ＢａＦ2（１１１）基板上に付着する有機物や酸化物を蒸発させることができ、作製されるＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜に不純物が混入するのを防止することができる。
次に、ベースとなるＢａＦ2（１１１）基板の温度を３００℃に設定し、ＧｅＴｅバッファー層を約１００Å成長させた。このＧｅＴｅバッファー層は、ＢａＦ2（１１１）基板結晶の格子サイズと、この後にエピタキシャル成長させるＧｅ1-xＣｒxＴｅ結晶の格子サイズの不整合を是正するという作用を有する。
この後、成長室内に蒸着原料であるＧｅＴｅ，Ｃｒ，Ｔｅをそれぞれ蒸発させて供給し、ＧｅＴｅバッファー層の上面にＧｅ1-xＣｒxＴｅ結晶を１０００Åエピタキシャル成長させた。なお、このとき成長室に供給される蒸着原料ＧｅＴｅ，Ｃｒ，Ｔｅの供給量、すなわち、蒸着スピードはそれぞれ１．８(Å／ｓ)，０．２(Å／ｓ)，０．５(Å／ｓ)であった。なお、蒸着スピードは、それぞれの元素を単独でＭＢＥ法によりベースとなる基板上にエピタキシャル成長させた場合の単位時間当たりの結晶成長速度である。
また、手順１においてベースとなるＢａＦ2（１１１）基板上に供給される磁性元素とVI族元素の供給比はVI／ＴＭ＝０．５(Å／ｓ)／０．２(Å／ｓ)＝２．５となり、この値は０．５から５の範囲内であった。
なお、それぞれの元素の蒸着スピードの測定には、水晶振動式の膜厚計及び四重極質量分析計を使用した。
また、手順１においてＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶成長時における成長室の真空度は、３×１０-10 Torr程度であった。
【００２７】
次に、本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の分析結果について図１乃至図５を参照しながら説明する。
【００２８】
まず、上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の反射高速電子線回折像について説明する。
図１は本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面における反射高速電子線回折像であり、図２は比較対照のためのＧｅＴｅバッファー層成長後の結晶表面における反射高速電子線回折像である。なお、図１及び図２における電子線の入射方向は（１１０）方向である。
図２に示すように、ＧｅＴｅバッファー層の結晶成長表面からの回折層は非常にシャープなストリーク状のパターンを示している。なお、ストリークとは縞／層を意味し、結晶成長表面において回折した電子線が互いに干渉しあって干渉縞を形成したものであり、このように、回折像がストリーク状を示す場合、凹凸があっても原子層単位であると考えられる。つまり、エピタキシャル成長したＧｅＴｅバッファー層の結晶表面は、格子面方位が揃っており、結晶性が高く表面が平滑であると考えられる。
他方、図１に示すように、上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面における回折層は、図２のＧｅＴｅバッファー層の結晶表面からの回折層比べて、ストリークパターンがややブロードになっていることから、ＧｅＴｅバッファー層よりも結晶性がやや劣化していると考えられるものの、依然としてストリーク状のパターンを認識できる。このため、結晶構造は岩塩構造を保ったままエピタキシャル成長していると考えられる。
さらに、上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜上の任意の点を中心として６０°毎に回転させながらその都度反射高速電子線回折像の撮影を行い、最終的に３６０°回転させたところ、反射高速電子線回折像は６回対称であった。
これは、上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜は、薄膜成長方向のみならず、面内方向にもきちんと配向していることを示している。
これら分析結果から、本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜は、ＢａＦ2（１１１）基板上に（１１１）方向にエピタキシャル成長しているといえる。
【００２９】
次に、本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のＸ線回折パターンを撮影した。
図３は、本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のＸ線回折結果を示した図である。なお、図３において、ｘ軸は単位を°（度）とする回折角度を、ｙ軸は単位をｃｐｓ(count per second)とする回折強度を示している。
図３に示すＸ線回折パターンからも上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶は、ＢａＦ2（１１１）基板上において（１１１）方向にエピタキシャル成長しているといえる。
なお、上述の反射高速電子線回折像によれば、結晶成長表面が平坦であるか或は凸凹状であるかということを回折像のパターンから判断することができるものの、結晶成長表面の荒さが実際どの程度であるかを判断することはできなかった。
そこで、この結晶成長表面の荒さの程度を比較する目的で原子間力顕微鏡による測定値もとに表面の平均粗さ（ＲＭＳ：root mean square）を求め、このＲＭＳの大小で結晶成長表面の荒さを比較した。つまり、ＲＭＳが小さいほど結晶成長表面は平滑であることを示している。
原子間力顕微鏡による測定値もとに上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のＲＭＳ（root mean square）を求めたところ、ＲＭＳは２×２μｍ測定幅で０．８ｎｍであった。従って、本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面は非常に平らであるといえる。
【００３０】
さらに、上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の残留磁化の温度依存性について調査した。この調査では、微小な磁束の変化を検出できる超伝導量子干渉計（ＳＱＵＩＤ）を用い、まず、温度変化に伴う磁束の変化を測定し、次にその結果に基づいて上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のキュリー温度を見積もった。
図４は、本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の残留磁化の温度依存性を示した図である。なお、図４において、ｘ軸は絶対温度（Ｋ）を、ｙ軸は８Ｋにて測定した磁化値 Ｍ（８Ｋ） により規格化した各温度の磁化値 Ｍ（Ｔ）を示している。
図４に示すように、上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の残留磁化は温度の上昇とともに徐々に低下し、１５０Ｋでほぼ０となった。この結果に基づいて上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のキュリー温度を見積もったところ、キュリー温度は１００Ｋ程度であった。
【００３１】
同様に、様々な温度条件においてホール測定を行い、上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のキュリー温度を再度見積もった。
図５は、本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のホール効果測定結果を示した図である。なお、この度のホール測定はVａｎ  ｄｅｒ  Ｐａｕｗ法により、試料上にＩｎを電極として蒸着して測定を行った。また、図５において、ｘ軸は磁場（Ｏｅ）を、ｙ軸はホール抵抗率（Ωｃｍ）を示している。
図５に示すように、上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜は、１０Ｋ〜４０Ｋ程度の低温では明確なヒステリシスを示して強磁性体となっていることが分かる。しかしながら温度の上昇に伴いこのヒステリシスは次第に不明瞭となり、１００Ｋ程度で消滅している。このヒステリシスが消滅する温度は、超伝導量子干渉計による測定結果をもとに見積もったキュリー温度と略一致している。
【００３２】
最後に、上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜におけるＣｒ濃度を電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）により測定した。この結果、Ｃｒ濃度ｘは、ｘ＝０．１０であった。
また、比較対照としてスパッタ法により作製したＣｒ濃度ｘ＝０．１５のＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のキュリー温度を測定したところ、キュリー温度は１２Ｋであった。
したがって、上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜は、従来のスパッタ法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜に比べてＣｒ濃度が少ないにもかかわらず、キュリー温度は大幅に上昇しているといえる。
これは、従来のスパッタ法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜は、多結晶体であるため結晶性が悪く、結晶表面が極度に凸凹状になっているのに対し、上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜はベースとなる基板上にＧｅ1-xＣｒxＴｅ結晶が（１１１）方向にエピタキシャル成長しており、従来のスパッタ法により作製されたＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜に比べてはるかに高い結晶性を有することによると考えられる。
このように、第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法によれば、結晶表面が非常に平坦でしかも、キュリー温度が１００Ｋ程度と高く、強磁性特性の優れた電子材料を提供することができる。
【００３３】
［２］  以下に、本発明の第２の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法と、この方法で作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜についての分析結果を図６及び図７を参照しながら説明する。（特に請求項２、請求項３乃至請求項６に対応）
【００３４】
本発明の第２の実施の形態においては、以下に示す手順２に従ってＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜を作製した。なお、手順２に従って作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜におけるＣｒ濃度ｘを電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）により測定したところ、ｘ＝０．０４であった。
手順２は、Ｇｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜をエピタキシャル成長させる際にベースとなるＢａＦ2（１１１）基板が１２０℃に設定されている点と、成長室に供給される蒸着原料が、IV族元素であるＧｅと，磁性元素であるＣｒと，VI族元素であるＴｅである点が上記手順１とは異なっている。
すなわち、手順１においてはIV族元素の供給源がIV−VI族化合物であるのに対し、手順２においては単体のIV族元素を供給している点が大きく異なる。
また、手順２において蒸着原料であるＧｅ，Ｃｒ，Ｔｅの蒸着スピードはそれぞれ２．５(Å／ｓ)，０．２(Å／ｓ)，３．４(Å／ｓ)であった。なお、それぞれの元素の蒸着速度の測定には、水晶振動式の膜厚計及び四重極質量分析計を使用した。
また、手順２においてベースとなるＢａＦ2（１１１）基板上に供給されるIV族元素，磁性元素，VI族元素の供給比VI／(IV＋ＴＭ)は、VI／(IV＋ＴＭ)＝３．４(Å／ｓ)／{２．５(Å／ｓ)＋０．２(Å／ｓ)}≒１．３であり、この値は１から６の範囲内であった。
【００３５】
次に、本発明の第２の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法で作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の分析結果について図６及び図７を参照しながら説明する。
まず、上記手順２により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の反射高速電子線回折像について説明する。
図６は、本発明の第２の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面における反射高速電子線回折像である。なお、図６における電子線の入射方向は（１１０）方向である。
図６に示すように、上記手順２により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面における回折層はストリーク状とスポット状の中間のパターンを示している。先にも述べたが、回折像がストリーク状を示す場合には、結晶表面において凹凸があっても原子層単位であることを示しているのに対して、回折像がスポット状を示す場合には、薄膜成長表面が３次元的に、すなわち、島状に成長していることを示している。このため、上記手順２により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面には多少の凹凸があるものの、その表面は比較的平坦であると考えられる。
さらに、手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の場合と同様に、電子線の入射方向を変えながら反射高速電子線回折像の撮影を行ったところ、この像は６回対称であった。つまり、上記手順２により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶構造も岩塩構造を保ったままＢａＦ2（１１１）基板上において（１１１）方向にエピタキシャル成長していると考えられる。
さらに、上記手順２により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のＲＭＳ（root mean square）を原子間力顕微鏡による測定値をもとに求めたところ、このＲＭＳは、２×２μｍ測定幅で１.１ｎｍであった。
これらの分析結果から、手順２により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜は、上記手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜には劣るものの、結晶表面は平らであるといえる。
【００３６】
また、上記手順２により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のキュリー温度をホール測定により見積もった。
図７は、本発明の第２の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のホール効果測定結果を示した図である。なお、ホール測定は、Vａｎ  ｄｅｒ  Ｐａｕｗ法により行い、試料上にＩｎを電極として蒸着して測定を行った。また、図７において、ｘ軸は磁場（Ｏｅ）を、ｙ軸はホール抵抗率（Ωｃｍ）を示している。
図７に示すように、上記手順２により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜も、１０Ｋ〜６０Ｋの低温では明確なヒステリシスを示して強磁性体となっているが、温度の上昇とともにヒステリシスが次第に不明瞭となり、１００Ｋ程度でヒステリシスは消滅している。したがってこの試料のキュリー温度は９０Ｋ程度であると考えられる。
【００３７】
これらの分析結果から、本発明の第２の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法によっても結晶表面が平坦でしかも、キュリー温度が９０Ｋ程度と高く、強磁性特性の優れた電子材料を提供することができる。
【００３８】
［３］  以下に、比較例１に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の製造方法と、この方法で作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜について説明する。
ここでは、結晶成長時の真空度がＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の性質に与える影響について検証する。
【００３９】
比較例１に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の製造方法は、ベースとなるＢａＦ2（１１１）基板上にＧｅＴｅバッファー層をエピタキシャル成長させた後、蒸着原料であるＧｅＴｅ，Ｃｒ，Ｔｅの蒸着スピードが３(Å／ｓ)，０．３(Å／ｓ)，０．３(Å／ｓ)に制御される点、Ｇｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶成長時の真空度が６．０×１０-8Torr程度である点が上述の手順１とは異なっている。このような比較例１に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の作製手順を手順３として、手順１や手順２とは区別する。
手順３においてベースとなるＢａＦ2（１１１）基板上に供給される磁性元素とVI族元素の供給比はVI／ＴＭ＝０．３(Å／ｓ)／０．３(Å／ｓ)＝１であり、この値は０．５から５の範囲内であった。
従って手順１と手順３では、Ｇｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜をエピタキシャル成長させる際の真空度のみが実質的に異なるといえる。なお、それぞれの元素の蒸着スピードの測定には、水晶振動式の膜厚計及び四重極質量分析計を使用した。
【００４０】
次に、手順３により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の分析結果について図８及び図９を参照しながら説明する。
まず、上記手順３により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の反射高速電子線回折像について説明する。
図８は、比較例１に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面における反射高速電子線回折像である。なお、図８における電子線の入射方向は（１１０）方向である。
図８に示すように、手順３により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面における回折層はうすいストリーク状を示している。また、手順１により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の場合と同様に、電子線の入射方向を変えながら反射高速電子線回折像の撮影を行ったところ、この像は６回とも対称であった。この結果から、上記手順３により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶構造もＢａＦ2（１１１）基板上において（１１１）方向にエピタキシャル成長していると考えられる。
さらに、手順３により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のＲＭＳ（root mean square）を原子間力顕微鏡による測定値をもとに求めたところ、このＲＭＳは、２×２μｍ測定幅で２．５ｎｍであった。
【００４１】
また、上記手順３により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のキュリー温度をホール測定により見積もった。
図９は、比較例１に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のホール効果測定結果を示した図である。なお、ホール測定は、Vａｎ  ｄｅｒ  Ｐａｕｗ法により行い、試料上にＩｎを電極として蒸着して測定を行った。また、図９において、ｘ軸は磁場（Ｏｅ）を、ｙ軸はホール抵抗率（Ωｃｍ）を示している。
図９に示すように、上記手順３により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜は、測定温度が１０Ｋでもヒステリシスを示さず、常磁性体であるといえる。
なお、手順３により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜におけるＣｒ濃度ｘを電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）により測定したところ、ｘ＝０．０３８であった。
手順３により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜は、手順２により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜と同程度のＣｒを含有しているにもかかわらず、強磁性を示さなかった。
【００４２】
上記分析結果から、結晶成長時の真空度はＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の強磁性特性に影響を与えていると考えられる。
また、分子線エピタキシー法は、ベースとなる基板上に蒸着原料を分子の状態で、すなわち、分子線で供給して化合物結晶を成長させる技術である。このため、成長室内の真空度が低い状態とはすなわち、成長室内に化合物結晶の蒸着原料以外の何らかの物質の分子が多く存在することを意味しており、化合物結晶成長時にこの蒸着原料以外の物質の分子が化合物結晶内に混入すると化合物結晶が不純物を多く含む結晶体になってしまう。このように、多量の不純物を含有する化合物結晶は、その化合物結晶特有の物理・化学的性質を示さなくなってしまい、例えば、強磁性半導体材料としての利用が困難になってしまう。このため、化合物結晶を作製する場合には真空度を高い状態に保つことが好ましい。
従って、上述の手順１及び手順２に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の作製方法において、結晶成長時の真空度を様々にかえて実験を行ったところ、結晶成長時の真空度を１×１０-8Torr以下に保たれた場合にＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜が強磁性特性を示すことが明らかになった。
【００４３】
［４］  以下に、比較例２に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の製造方法と、この方法で作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜について説明する。
ここでは、手順１において成長室に供給するVI族元素（VI）と磁性元素（ＴＭ）の供給比VI／ＴＭの違いがＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の性質に与える影響について検証する。
【００４４】
比較例２に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の製造方法は、蒸着原料であるＧｅＴｅ，Ｃｒ，Ｔｅの蒸着スピードをそれぞれ１．５(Å／ｓ)，０．１５(Å／ｓ)，１．０(Å／ｓ)に制御する点が上述の手順１とは異なっている。このような比較例２に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の作製手順を手順４として、手順１〜手順３とは区別する。
手順４においてベースとなるＢａＦ2（１１１）基板上に供給される磁性元素とVI族元素の供給比はVI／ＴＭ＝１．０(Å／ｓ)／０．１５(Å／ｓ) ≒６．７であり、この値は０．５から５の範囲を超えていた。
従って手順１と手順４では、成長室に供給するVI族元素（VI）と磁性元素（ＴＭ）の供給比VI／ＴＭが実質的に異なっているといえる。
なお、それぞれの元素の蒸着スピードの測定には、水晶振動式の膜厚計及び四重極質量分析計を使用した。
【００４５】
次に、手順４により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の分析結果について図１０及び図１１を参照しながら説明する。
まず、上記手順４により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の反射高速電子線回折像について説明する。
図１０は、比較例２に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面における反射高速電子線回折像である。なお、図１０における電子線の入射方向は（１１０）方向である。
図１０に示すように、上記手順４により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面における回折層はリング状を示している。これは入射した電子線がランダムに回折した結果、像がリング状になったものであり、試料表面の結晶方位が揃っていないことを示している。したがって、手順４により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜は、結晶方位が無秩序な微小な結晶が集合した多結晶体であると考えられる。
さらに、手順４により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のＲＭＳ（root mean square）を原子間力顕微鏡による測定値をもとに求めたところ、このＲＭＳは、２×２μｍ測定幅で１．９ｎｍであった。
【００４６】
また、上記手順４により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のキュリー温度をホール測定により見積もった。
図１１は、比較例２に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のホール効果測定結果を示した図である。なお、ホール測定は、Vａｎ  ｄｅｒ  Ｐａｕｗ法により行い、試料上にＩｎを電極として蒸着して測定を行った。また、図１１において、ｘ軸は磁場（Ｏｅ）を、ｙ軸はホール抵抗率（Ωｃｍ）を示している。
図１１に示すように、上記手順４により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜は、低温ではヒステリシスを示しているが、その異常ホールの大きさは本発明の第１又は第２の実施の形態の場合に比べて小さかった。また、この結果に基づいて手順４により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のキュリー温度を見積もったところ、３０Ｋ程度であった。
従って、ある程度の強磁性特性を備えてはいるものの、従来のスパッタ法によるIV−VI族強磁性半導体に比べて強磁性特性やキュリー温度が飛躍的に向上しているとはいえない。
なお、手順４により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜におけるＣｒ濃度ｘを電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で測定したところ、ｘ＝０．１２１であった。
このように、手順４により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜は手順１や手順２により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜に比べ多量のＣｒを含有しているにもかかわらず、強磁性特性は劣っている。これは、比較例２に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜を作製する際のＴｅの供給量が多かったために、Ｇｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の化学量的組成にずれが生じ、Ｇｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜が多結晶体になってしまったことによると考えられる。
【００４７】
上記分析結果によると、蒸着原料にIV−VI族化合物、磁性元素、VI族元素を用いる場合には、成長室に供給するVI族元素（VI）と磁性元素（ＴＭ）の供給比VI／ＴＭがＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶性に影響を及ぼし、この結晶性がＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のキュリー温度に影響を及ぼしているといえる。
また、上述の手順１に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の作製方法において、成長室に供給するVI族元素（VI）と磁性元素（ＴＭ）の供給比VI／ＴＭを様々に変えて実験を行ったところ、供給比VI／ＴＭが０．５から５の範囲内にあるとき、強磁性特性が強く、キュリー温度の高いIV−VI族強磁性半導体が得られることが明らかになった。
つまり、VI族元素（VI）と磁性元素（ＴＭ）の供給比VI／ＴＭが５を超えて大きくなると、VI族元素（VI）すなわち、Ｔｅの供給過多となってしまいＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の化学量的組成にずれが生じて岩塩構造を保った結晶にならず、供給比VI／ＴＭが０．５よりも小さい場合には、逆に磁性元素（ＴＭ）、すなわち、Ｃｒの供給過多となってしまい、やはりＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の化学量的組成にずれが生じて岩塩構造を保った結晶を作製することができない。
【００４８】
［５］  以下に、比較例３に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の製造方法と、この方法で作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜について説明する。
ここでは、手順２において成長室に供給するIV族元素（IV）、磁性元素（ＴＭ）、VI族元素（VI）の供給比VI／(IV＋ＴＭ)の違いがＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の性質に与える影響について検証する。
【００４９】
比較例３に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の製造方法は、蒸着原料であるＧｅ，Ｃｒ，Ｔｅの蒸着スピードをそれぞれ２．５(Å／ｓ)，０．２(Å／ｓ)，２．０(Å／ｓ)とする点のみが上述の手順２とは異なっている。このような比較例３に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の作製手順を手順５として、手順１〜手順４とは区別する。
手順５においてベースとなるＢａＦ2（１１１）基板上に供給されるIV族元素，磁性元素，VI族元素の供給比VI／(IV＋ＴＭ)は、VI／(IV＋ＴＭ)＝２．０(Å／ｓ)／{２．５(Å／ｓ)＋０．２(Å／ｓ)}≒０．７４であり、この値は１から６の範囲を超えていた。
従って手順２と手順４では、成長室に供給するIV族元素，磁性元素，VI族元素の供給比VI／(IV＋ＴＭ)が実質的に異なっているといえる。
なお、それぞれの元素の蒸着スピードの測定には、水晶振動式の膜厚計及び四重極質量分析計を使用した。
【００５０】
次に、手順４により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の分析結果について図１２を参照しながら説明する。
比較例３に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面における反射高速電子線回折像を入射方向は（１１０）方向から撮影したところ、この像は、図１０と同じリング状を示しており、比較例３に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜も結晶方位が無秩序な微小な結晶が集合した多結晶体であると考えられる。
さらに、手順５により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のＲＭＳ（root mean square）を原子間力顕微鏡による測定値をもとに求めたところ、このＲＭＳは、２×２μｍ測定幅で２．６ｎｍであった。
【００５１】
また、上記手順５により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のキュリー温度をホール測定により見積もった。
図１２は、比較例３に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のホール効果測定結果を示した図である。なお、ホール測定は、Vａｎ  ｄｅｒ  Ｐａｕｗ法により行い、試料上にＩｎを電極として蒸着して測定を行った。また、図１２において、ｘ軸は磁場（Ｏｅ）を、ｙ軸はホール抵抗率（Ωｃｍ）を示している。
図１２に示すように、上記手順５により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜は、低温にてヒステリシスを示していることがわかる。また、この結果に基づいて手順５により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のキュリー温度を見積もったところ、５０Ｋ程度であった。
従って、手順５により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜も従来のスパッタ法によるIV−VI族強磁性半導体に比べて強磁性やキュリー温度が飛躍的に向上しているとはいえない。
なお、手順５により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜におけるＣｒ濃度ｘを電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で測定したところ、ｘ＝０．０５であった。
このように、手順５により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜には、手順２により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜と同程度のＣｒが添加されているにもかかわらず、その強磁特性は強いとはいえない。これは、比較例２の場合と同様に、比較例３に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜を作製する際のＴｅの供給量が少なかったために、Ｇｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の化学量的組成にずれが生じ、この結果、Ｇｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜が多結晶体となったことによるものと考えられる。
【００５２】
上記分析結果から、蒸着原料にIV族元素、磁性元素、VI族元素を用いる場合には、成長室に供給するIV族元素（IV），磁性元素（ＴＭ），VI族元素（VI）の供給比VI／（ＴＭ＋IV）がＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶性に影響を及ぼし、この結晶性がキュリー温度に影響を与えていると考えられる。
また、上述の手順２に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の作製方法において、成長室に供給するIV族元素（IV），磁性元素（ＴＭ），VI族元素（VI）の供給比VI／（ＴＭ＋IV）を様々に変えて実験を行ったところ、供給比VI／（ＴＭ＋IV）が１から６の範囲内にあるとき、強磁性特性が強く、キュリー温度の高いIV−VI族強磁性半導体が得られることが明らかになった。
つまり、IV族元素（IV），磁性元素（ＴＭ），VI族元素（VI）の供給比VI／（ＴＭ＋IV）が６を超えて大きくなると、VI族元素（VI）すなわち、Ｔｅの供給過多となってしまいＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の化学量的組成にずれが生じて岩塩構造を保った結晶にならず、供給比VI／（ＴＭ＋IV）が１よりも小さい場合には、逆に磁性元素（ＴＭ）、すなわち、Ｃｒの供給過多となってしまい、やはりＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の化学量的組成にずれが生じて岩塩構造を保った結晶を作製することができない。
【００５３】
このように、本発明の第１，第２の実施の形態及び比較例１〜３を考慮すると、IV−VI族化合物半導体薄膜を作製する際の真空度及や、磁性元素とVI族元素の供給比がIV−VI族化合物半導体の磁気特性や結晶特性に影響することは明らかである。
また、Ｇｅ1-xＣｒxＴｅのような化合物半導体薄膜の化学量的組成を制御するためには、Ｇｅ1-xＣｒxＴｅ結晶成長時に蒸発しやすい陰イオン原子、すなわちVI族元素のＴｅを多く供給する必要がある。
他方、IV−VI族化合物を蒸着原料として用いる場合、IV−VI族化合物にはIV族元素の欠損が存在するため、ＣｒやＭｎ等の磁性元素のみを蒸着原料として供給すればよく、これによりIV−VI族化合物半導体薄膜の化学量的組成を制御することができ、良質なIV−VI族強磁性半導体薄膜を得ることができるのである。
【００５４】
なお、IV−VI族化合物半導体薄膜の性質に影響を与える因子には、蒸着原料の供給比や結晶成長時の真空度以外に、ベースとなる基板の温度がある。
蒸着原料の供給比や結晶成長時の真空度を適切に保った場合であっても、ベースとなる基板の温度を４００℃以上に保ってIV−VI族化合物半導体の結晶成長を行った場合には、薄膜成長表面におけるVI族元素等の再蒸発が生じてしまい、IV−VI族化合物半導体の結晶成長が困難であった。
他方、蒸着原料の供給比や結晶成長時の真空度を適切に保った場合であっても、ベースとなる基板の温度を１００℃以下に保ってIV−VI族化合物半導体の結晶成長を行った場合には、試料はアモルファス状態、すなわち、原子が構造的には結晶のように配列するものの、その配列は周期構造を持たず短距離秩序はあるが長距離秩序のない固体状態となり、高抵抗で強磁性的振る舞いを示さなかった。
【００５５】
以上述べたように、結晶表面が平坦でかつ結晶性に優れ、しかも強磁性特性を有し、キュリー温度の高いIV−VI族強磁性半導体を得るためには、成長室内の真空度を１×１０-8Torr以下に保ち、さらにベースとなる基板の温度を１００℃〜４００℃の範囲内に保ち、使用する蒸着原料に応じて、IV−VI族化合物半導体の結晶成長表面への蒸着原料の供給量を制御する必要がある。
すなわち、蒸着原料にIV−VI族化合物、磁性元素、VI族元素を用いる場合には、成長室に供給するVI族元素（VI）と磁性元素（ＴＭ）の供給比VI／ＴＭが０．５から５の範囲内となるように、また、蒸着原料にIV族元素、磁性元素、VI族元素を用いる場合には、成長室に供給するIV族元素（IV），磁性元素（ＴＭ），VI族元素（VI）の供給比VI／（ＴＭ＋IV）が１から６になるように制御すればよい。
【００５６】
なお、本願では第１の実施の形態、第２の実施の形態として説明したがこれらの実施の形態に限定されるものではなく、本発明の趣旨に基づいて様々な実施例の変形例が可能であることは言うまでもなく、これらの変形例についても本発明の範囲から排除するものではない。
また、本発明においては蒸着原料の供給量を水晶振動式の膜厚計及び四重極質量分析計により測定し、その測定値を単位Å／ｓで示したが、蒸着原料の供給量は必ずしもÅ／ｓで示される必要はなく、これ以外の単位系を用いてもよい。
この場合、Å／ｓを別の単位系で表わすための換算式に基づいて、本発明に係る蒸着原料の供給比が変動することは言うまでもない。
【産業上の利用可能性】
【００５７】
本発明に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法は、結晶表面が平坦でかつ結晶性に優れ、しかも強磁性を有し、キュリー温度の高いIV−VI族強磁性半導体を供給するものであり、情報・記録媒体として利用できる。
【図面の簡単な説明】
【００５８】
【図１】本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面における反射高速電子線回折像である。
【図２】本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法によりＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜を作製する際のＧｅＴｅバッファー層成長後の結晶表面における反射高速電子線回折像である。
【図３】本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のＸ線回折結果を示した図である。
【図４】本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の残留磁化の温度依存性を示した図である。
【図５】本発明の第１の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のホール効果測定結果を示した図である。
【図６】本発明の第２の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面における反射高速電子線回折像である。
【図７】本発明の第２の実施の形態に係るIV−VI族強磁性半導体の製造方法により作製したＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のホール効果測定結果を示した図である。
【図８】比較例１に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面における反射高速電子線回折像である。
【図９】比較例１に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のホール効果測定結果を示した図である。
【図１０】比較例２に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜の結晶表面における反射高速電子線回折像である。
【図１１】比較例２に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のホール効果測定結果を示した図である。
【図１２】比較例３に係るＧｅ1-xＣｒxＴｅ薄膜のホール効果測定結果を示した図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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